(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で
C ：0.15〜0.25％
Si：0.90〜1.30％
Mn：0.70〜1.10％
P ：0.030％以下
S ：0.100％以下
Cu：0.01〜0.50％
Ni：0.01〜0.50％
Cr：0.20〜0.50％
Mo：0.50％以下
Al：0.30％以下
N ：0.05％以下
で且つ下記式（１）の条件を満たし、
［Si］＋［Ni］＋［Cu］−［Cr］＞0.5・・・式（１）
（但し式（１）中各元素記号は含有質量％を表す）
残部Fe及び不可避的不純物の組成を有する鋼を圧力２ｋＰａ以下の減圧条件で、浸炭の後の徐冷後の表面炭素濃度が１．１超〜１．５％の範囲内となるように真空浸炭処理を行った後、パーライト変態を起こす冷却速度で空冷による前記徐冷を行って表層の組織をパーライトとなし、しかる後パーライト組織中のセメンタイトを細かく分断させることで表面から０．１ｍｍまでの範囲内に炭化物中１μｍ以下の炭化物が個数で９５％以上を占める微細炭化物を生ぜしめる加熱及び冷却条件で高周波焼入れを行うことを特徴とする軸受部品の製造方法。
【請求項２】
請求項１において、前記空冷による前記徐冷を５℃／ｓ〜０．２℃／ｓの冷却速度で行い、前記高周波焼入れを加熱温度７５０〜８５０℃で行うことを特徴とする軸受部品の製造方法。
【請求項３】
請求項１，２の何れかにおいて、前記鋼が質量％で
Nb：0.02〜0.20％
Ti：0.02〜0.20％
B ：0.0005〜0.0100％
の１種又は２種以上を更に含有したものであることを特徴とする軸受部品の製造方法。
【請求項４】
請求項１〜３の何れかにおいて、前記真空浸炭を、前記徐冷後の表面炭素濃度が１．２％以上となるように行うことを特徴とする軸受部品の製造方法。
【請求項５】
質量％で
C ：0.15〜0.25％
Si：0.90〜1.30％
Mn：0.70〜1.10％
P ：0.030％以下
S ：0.100％以下
Cu：0.01〜0.50％
Ni：0.01〜0.50％
Cr：0.20〜0.50％
Mo：0.50％以下
Al：0.30％以下
N ：0.05％以下
で且つ下記式（１）の条件を満たし、
［Si］＋［Ni］＋［Cu］−［Cr］＞0.5・・・式（１）
（但し式（１）中各元素記号は含有質量％を表す）
残部Fe及び不可避的不純物の組成を有し、真空浸炭とその後の冷却、及び高周波焼入れにより、
表面炭素濃度が１．１超〜１．５％で、表面から０．１ｍｍまでの範囲内にパーライト組織のセメンタイトが分断して生じた１μｍ以下の炭化物が個数で炭化物中９５％以上を占める微細炭化物が生ぜしめてあることを特徴とする軸受部品。
【請求項６】
請求項５において、前記炭化物は、マルテンサイト組織が５０％以上を占めた組織の中に生ぜしめてあることを特徴とする軸受部品。
【請求項７】
請求項５，６の何れかにおいて、前記鋼が質量％で
Nb：0.02〜0.20％
Ti：0.02〜0.20％
B ：0.0005〜0.0100％
の何れか１種若しくは２種以上を更に含有したものであることを特徴とする軸受部品。
【請求項８】
請求項５〜７の何れかにおいて、前記表面炭素濃度が１．２％以上であることを特徴とする軸受部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、軸受部品の製造方法及び軸受部品に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、機械部品としての歯車は高い表面硬度が求められる一方で、芯部については所定の靭性を有することが求められ、そこでこのような歯車にあってはC含有量が0.2％程度の低C量の材料、代表的にはＳＣＲ４２０等のJIS鋼種を部品形状に加工した後、浸炭焼入れを施し、表面硬化処理して使用している。
従来、その浸炭の手法としては主としてガス浸炭が用いられている。このガス浸炭の場合、表面炭素濃度０．８％程度で硬さが最高値を示し、それ以上の高濃度の浸炭は困難である。
【０００３】
一方ベアリングボール等の軸受部品にあっては、芯部に到るまで大きな荷重が作用するため、更には硬さについても歯車部品に比べてより硬くする必要があることから、従来浸炭処理して表面硬さを硬くするというよりは、Cを多く含有した材料、代表的にはC量が1％程度のＳＵＪ２等のJIS鋼種を部品形状に加工した後に焼入れ焼戻し処理して用いているのが実情である。
【０００４】
ところでベアリングボールやローラ等の軸受部品の硬さを、上記ＳＵＪ２を用いたものよりも更に硬くしたい場合、ＳＵＪ２よりもC含有量の更に高い材料を用いて軸受部品を構成することが考えられるが、もともとＳＵＪ２自体材料的に硬い材料であり、C含有量を更に高含有量、例えば1.3％程度の高含有量とすると、材料硬さが硬くなり過ぎてその加工が困難化する。
【０００５】
例えばベアリングボールの場合、円滑な軸受機能のために高い真球度が求められ、従ってそのために高精度の精密な加工が必要となるが、材料が硬過ぎるとそのような加工が困難となり、また加工コストも著しく高いものとなってしまう。
【０００６】
そこで従来にあっては、軸受部品により一層の硬さを付与したい場合、そのための手段として窒化ないし浸炭窒化処理による表面硬化処理を施すことが行われている。
例えば下記特許文献１，特許文献２に、このような窒化処理を施すことで硬さを高める点が開示されている。
即ちこれら特許文献１，特許文献２には、軌道部材の製造方法として浸炭窒化工程の後に高周波焼入れ工程を行う点が示されている。
【０００７】
しかしながらこのように窒化処理によって表面硬化処理を施した軸受部品の場合、焼入れによってマルテンサイト変態させたときに、マルテンサイト化しきれなかったオーステナイト即ち残留オーステナイトが多く生じてしまう。
この残留オーステナイトは、軸受部品を使用するうち次第にマルテンサイト化し、その際に体積膨張を起すために軸受部品が歪みによって変形を生じ、ベアリングボールの場合にはその真球度が損なわれてしまうといった問題を生ずる。
【０００８】
ところで、浸炭の手法として上記のガス浸炭の他に、より高濃度浸炭が可能な真空浸炭が知られており、そこで例えば上記のＳＣＲ４２０材を用いた軸受部品に真空浸炭処理を施して表面に高濃度でCを導入し、焼入れ処理すること、またその際の焼入れとして高周波焼入れを用いることも考えられる。
【０００９】
浸炭焼入れを、浸炭処理に続いて直接急冷より焼入れする通常の方法で行った場合、部品の内部までマルテンサイト化するため、残留歪みが大きくなる問題があるが、浸炭処理した後に高周波焼入れを行った場合、高周波焼入れは部品の内部組織を変化させずに表面だけを硬化させることができるため、歪みが小さいといった利点がある。
この真空浸炭の場合、ガス浸炭に比べて浸炭厚み（浸炭深さ）を厚くすること、即ち表面硬化層を厚くすることができ、軸受部品としての使用も可能である。
【００１０】
しかしながらＳＣＲ４２０材は、炭化物を形成し易いCrを多く含んでいるため、真空浸炭にて表面に高濃度でCを導入したとき、浸炭の段階で粗大なCrの炭化物が生成し易く、その後の高周波焼入れの過程でCr炭化物が溶解せずに焼入れ後も残ってしまい、そしてこのCr炭化物を起点として破壊を生じ易く、却って強度の低下を招いてしまう問題が生ずる。
【００１１】
尚、本発明に対する他の先行技術として下記特許文献３，特許文献４，特許文献５に開示されたものがある。
但しこれら特許文献に開示のものはSi，Cu，Ni等の含有量が異なる等鋼の組成が本発明と異なっており、また炭化物生成の手法においても本発明と異なったもので、本発明とは別異のものである。
【００１２】
また下記特許文献６には表面硬化部品の製造方法及び表面硬化部品についての発明が示され、そこにおいて真空浸炭後に徐冷し、その後高周波焼入れする点が開示されているが、この特許文献６に開示のものは、本発明の鋼の特徴的な成分であるSiの含有量が実質的に本発明と異なっており（本発明より少ない）、本発明と別異のものである。
【００１３】
更に下記特許文献７には浸炭焼入れ方法及び浸炭焼入れした動力伝達部材についての発明が示され、そこにおいて真空浸炭後に徐冷し、その後高周波焼入れする点が開示されているが、この特許文献７に開示のものにおいても鋼のSi含有量が少なく、鋼材組成において本発明とは異なったものである。
【００１４】
また下記特許文献８には浸炭部品についての発明が示されているが、この特許文献８に開示のものは浸炭処理に続く焼入れの手法が本発明と全く異なっており、また部品表面の炭化物生成の手法においても本発明と異なり、本発明とは別異のものである。
【００１５】
更に下記特許文献９には機械部品についての発明が示されているが、この特許文献９に開示のものは主として歯車を対象としたもので、軸受部品への適用に関しては言及が無く、本発明と別異のものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１６】
【特許文献１】特開２００８−１９４８２号公報
【特許文献２】特開２００８−６３６０３号公報
【特許文献３】ＷＯ２００６／１１８２４２号公報
【特許文献４】ＷＯ２００６／１１８２４３号公報
【特許文献５】ＷＯ２００７／０３４９１１号公報
【特許文献６】特開２００５−４８２７０号公報
【特許文献７】特開平７−３１６６４０号公報
【特許文献８】特開２００７−２９１４８６号公報
【特許文献９】特開２００８−７６８５０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１７】
本発明は以上のような事情を背景とし、浸炭焼入れ処理によって表面に微細な炭化物を多量に生成させ得、高硬度，高強度の軸受部品を得ることのできる軸受部品の製造方法及び軸受部品を提供することを目的としてなされたものである。
【課題を解決するための手段】
【００１８】
而して請求項１は軸受部品の製造方法に関するもので、質量％でC ：0.15〜0.25％，Si：0.90〜1.30％，Mn：0.70〜1.10％，P ：0.030％以下，S ：0.100％以下，Cu：0.01〜0.50％，Ni：0.01〜0.50％，Cr：0.20〜0.50％，Mo：0.50％以下，Al：0.30％以下，N ：0.05％以下で且つ下記式（１）の条件を満たし、
［Si］＋［Ni］＋［Cu］−［Cr］＞0.5・・・式（１）
（但し式（１）中各元素記号は含有質量％を表す）
残部Fe及び不可避的不純物の組成を有する鋼を圧力２ｋＰａ以下の減圧条件で、浸炭の後の徐冷後の表面炭素濃度が１．１超〜１．５％の範囲内となるように真空浸炭処理を行った後、パーライト変態を起こす冷却速度で空冷による前記徐冷を行って表層の組織をパーライトとなし、しかる後パーライト組織中のセメンタイトを細かく分断させることで表面から０．１ｍｍまでの範囲内に炭化物中１μｍ以下の炭化物が個数で９５％以上を占める微細炭化物を生ぜしめる加熱及び冷却条件で高周波焼入れを行うことを特徴とする。
【００１９】
請求項２のものは、請求項１において、前記空冷による前記徐冷を５℃／ｓ〜０．２℃／ｓの冷却速度で行い、前記高周波焼入れを加熱温度７５０〜８５０℃で行うことを特徴とする。
【００２０】
請求項３のものは、請求項１，２の何れかにおいて、前記鋼が質量％でNb：0.02〜0.20％，Ti：0.02〜0.20％，B ：0.0005〜0.0100％の１種又は２種以上を更に含有したものであることを特徴とする。
【００２１】
請求項４のものは、請求項１〜３の何れかにおいて、前記真空浸炭を、前記徐冷後の表面炭素濃度が１．２％以上となるように行うことを特徴とする。
【００２２】
請求項５は軸受部品に関するもので、質量％でC ：0.15〜0.25％，Si：0.90〜1.30％，Mn：0.70〜1.10％，P ：0.030％以下，S ：0.100％以下，Cu：0.01〜0.50％，Ni：0.01〜0.50％，Cr：0.20〜0.50％，Mo：0.50％以下，Al：0.30％以下，N ：0.05％以下で且つ下記式（１）の条件を満たし、
［Si］＋［Ni］＋［Cu］−［Cr］＞0.5・・・式（１）
（但し式（１）中各元素記号は含有質量％を表す）
残部Fe及び不可避的不純物の組成を有し、真空浸炭とその後の冷却、及び高周波焼入れにより、表面炭素濃度が１．１超〜１．５％で、表面から０．１ｍｍまでの範囲内にパーライト組織のセメンタイトが分断して生じた１μｍ以下の炭化物が個数で炭化物中９５％以上を占める微細炭化物が生ぜしめてあることを特徴とする。
【００２３】
請求項６のものは、請求項５において、前記炭化物は、マルテンサイト組織が５０％以上を占めた組織の中に生ぜしめてあることを特徴とする。
【００２４】
請求項７のものは、請求項５，６の何れかにおいて、前記鋼が質量％でNb：0.02〜0.20％，Ti：0.02〜0.20％，B ：0.0005〜0.0100％の何れか１種若しくは２種以上を更に含有したものであることを特徴とする。
【００２５】
請求項８のものは、請求項５〜７の何れかにおいて、前記表面炭素濃度が１．２％以上であることを特徴とする。
【発明の作用・効果】
【００２６】
以上のように本発明の軸受部品の製造方法は、低Cの鋼材を予め軸受部品形状に加工した後、真空浸炭を行ってその後徐冷し、しかる後高周波焼入れを行って表面を硬化処理し、軸受部品を得るものである。
【００２７】
本発明では、真空浸炭処理により徐冷後の表面炭素濃度が１．１超〜１．５％となるように軸受部品の表面にCを導入し、その後の徐冷によって表面の組織をパーライト単相の組織とする。
【００２８】
そしてこれに続く高周波焼入れにより、パーライト組織中の層状に細く且つ長く伸びたセメンタイトを細かく分断し、その後の冷却にてマルテンサイト変態させ、焼入れを行う。これによって表面（表層）に微細な炭化物を無数に分散状態で生成せしめる。
そしてこのことによって、軸受部品の表面の炭化物を可及的に微細化し且つこれを多量に生成せしめ、軸受部品の表面硬度を従来に増して一層高く、また表面強度を一層高強度とする。
【００２９】
つまり本発明の製造方法は、軸受部品表面の炭化物を、パーライト組織中のセメンタイトを分断することによって細かく微細に析出させることを特徴としたものである。
本発明ではまた、浸炭処理の方法として真空浸炭の手法を用いる。
通常のガス浸炭の場合、表面炭素濃度は０．８％程度が限界であるが、本発明では真空浸炭を用いることにより、表面炭素濃度をこれよりも高濃度とすることができる。
ここで真空浸炭とは、一般的に、炉内の雰囲気を減圧して、浸炭ガスとして炭化水素系のガス（例えばメタン，プロパン，エチレン，アセチレン等）を直接炉内に挿入して、ガスが鋼の表面に接触して分解する活性な炭素によって、鋼の表面に炭素が供給される浸炭期に炭化物が生成して炭素が蓄えられ、続く拡散期に炭化物が分解し、蓄えられていた炭素がマトリックスに溶解することによって、炭素が内部に向って拡散していき浸炭する方法のことをいう。炭素の供給ルートは、炭化物経由のルートによるものに限らず、直接の溶解というルートを通るものも存在する。本発明では２ｋＰａ以下の減圧状態で行う。
このようになした場合、軸受部品の表面に微細な炭化物を多量に生成させることができ、このことが軸受部品の表面の高硬度化，高強度化に大きく寄与する。
【００３０】
但し鋼材として従来のＳＣＲ４２０等の鋼種を用いた場合、炭化物を成形し易いCrが多量に含まれているため、真空浸炭によって表面に多量のCを導入すると、浸炭処理の段階でCrが炭化物を形成してしまう。
この場合、その炭化物は粗大な炭化物となってしまう。そのような粗大な炭化物は軸受部品表面で異物となり、破壊の起点となって却って表面強度を低くしてしまう。
【００３１】
そこで本発明では、鋼材の組成を、炭化物形成し易いCrを少なくし、また炭化物を造らせ難いSiを多量に含有せしめ、真空浸炭の処理の際に炭化物を形成せず、真空浸炭によってCを高濃度で表面に導入した場合であっても、その後の徐冷によってパーライト単相組織となるように鋼材の組成を調整している。
【００３２】
本発明では、真空浸炭によって表面に高濃度でCを浸炭させた後の徐冷によってパーライト単相組織とする上で、浸炭後の冷却の速度を５℃／ｓ〜０．２℃／ｓの範囲内とすることが望ましい。
冷却速度が０．２℃／ｓよりも遅くなると、粒界に粗大な炭化物が生成してしまい、本発明の目的である表面硬度，強度の高硬度化，高強度化を十分に実現できない。
一方冷却速度が５℃／ｓよりも速くなると、浸炭後の冷却によって焼きが入ってしまい、組織がマルテンサイト化してしまう。
【００３３】
以上のような浸炭処理を施した後、本発明では軸受部品表面を高周波焼入れ処理する。
この高周波による短時間加熱によって（加熱時間は２０〜３０秒程度）、パーライト組織中のセメンタイトを長手方向に細かく分断し、炭化物を微細化する。
【００３４】
この高周波焼入れでは、軸受部品表面を加熱温度７５０〜８５０℃の範囲内とすることが望ましい。
８５０℃よりも高い温度になると、セメンタイトが分断するだけでなく、分断により生じた炭化物がマトリックスに溶け込んでしまい、本発明の目的を十分に達成できない。
他方７５０℃よりも低い温度であると、高周波加熱によって組織がオーステナイト化しないため、その後の冷却によって十分な焼きが入らない。即ち組織が良好にマルテンサイト化しない。
【００３５】
即ち本発明では、通常の高周波焼入れでは１１５０℃以上の高温度の加熱を行うところを、７５０〜８５０℃の低い温度で加熱を行うのが良い。
尚、高周波焼入れの際の冷却は１０℃／ｓ以上とすること、好適には水冷とすることが望ましい。
【００３６】
以上のような本発明の製造方法では、後の実施例の表中の表面炭素濃度の高さに示されているように（実施例における表面炭素濃度の高さはそのまま炭化物量の多さを示している）、軸受部品表面に多量の炭化物を生成させ得、軸受部品の硬度（表面硬度）及び強度を高硬度，高強度となすことができ、Cを1％程度含有したＳＵＪ２に窒化処理を施したものと同程度の高硬度，高強度を有する軸受部品を得ることができる。
【００３７】
しかも本発明の製造方法にて得た軸受部品は、従来の窒化処理により硬度，強度を高めた軸受部品のように、焼入れ後において残留オーステナイトを多量に残してしまうといった問題を生じず、従って使用を続けるうちに残留オーステナイトがマルテンサイト化して、その際の体積膨張により軸受部品に歪み及びこれによる変形をもたらすといった問題を解消でき、経時的な変寸量も小さく抑制することができる。
また本発明に従えば、表面硬化層の厚い軸受部品を得ることができ、その厚い浸炭層即ち表面硬化層によって、全体の強度を軸受部品として必要な高強度とすることができる。
【００３８】
尚本発明では、鋼材が低Cの軟らかいものであるため、鋼材を軸受部品に加工する際、これに先立って球状化焼鈍しを行う必要がない。従ってその球状化焼鈍しによって丸く大きな炭化物を生成せしめてしまうこともない。
【００３９】
本発明では、上記鋼をNb，Ti，Bの何れか１種又は２種以上を上記範囲で含有したものとなしておくことができる。
また上記真空浸炭に際し、徐冷後の表面炭素濃度が１．２％以上となるように浸炭を行うことができる。
【００４０】
請求項５〜８は軸受部品に係るもので、この軸受部品は、表面に微細な炭化物が多量に生成していることによって、表面硬度及び強度を、高硬度及び高強度となすことができ、Cを1％程度含有したＳＵＪ２に窒化処理を施したものと同程度の高硬度，高強度を有する軸受部品を得ることができる。
また残留オーステナイトに起因して、残留オーステナイトからのマルテンサイトへの変態により体積膨張によって歪み及びこれによる変形をもたらす問題を解消し、軸受部品を経時的な変寸量の小さいものとなすことができる。
【００４１】
次に本発明における鋼材の各化学成分等の限定理由を以下に詳述する。
C ：0.15〜0.25％
Cの含有量が下限値よりも少ないと、心部にフェライトが生成し、強度低下してしまう。一方上限値である0.25％を超えると加工性、特に被削性が劣化する。
またCの含有量が一定量を超えて多くなると鋼が硬くなり、軸受部品に加工する際に、場合によって球状化焼鈍処理が必要となる。その場合球状化焼鈍処理の際に丸くて大きい炭化物が生成してしまう。
【００４２】
Si：0.90〜1.30％
本発明においてSiは真空浸炭後の冷却によって、組織をパーライト化させるために重要な成分である。Siの含有量が0.90％よりも少ないと、真空浸炭後の空冷の際に炭化物が生じ易くなってしまう。また焼入れ性が低下し、強度低下をもたらす。
一方Siの含有量が1.30％を超えて多量であると加工性、特に被削性が劣化する。
Siは、通常のガス浸炭の場合には粒界酸化を促進する元素であり、この粒界酸化層が衝撃強度や疲労強度を低下させる原因となる。但し本発明においては、真空浸炭（雰囲気圧力は、例えば２ｋＰａ以下）を用いることで、Siを含有しているにも拘わらず粒界酸化の問題が効果的に抑制される。
本発明において、Siのより望ましい範囲は、1.0〜1.3％である。
【００４３】
Mn：0.70〜1.10％
Mnは脱酸材として鋼の溶製時に添加されるが、その含有量が1.10％を超えて多量になると加工性、特に被削性が劣化する。
一方含有量が0.70％未満であると芯部にフェライトが生成し、強度低下をもたらす。
【００４４】
P ：0.030％以下
S ：0.100％以下
これらは不純物であって、軸受部品の機械的性質にとって好ましくない成分であり、上記の上限値以下にその含有量を規制する。
特に靭性及び熱間加工性を必要とする場合においては、Sのより望ましい範囲は0.03％以下である。
【００４５】
Cu：0.01〜0.50％
Ni：0.01〜0.50％
Cu，Niは炭化物の生成を抑制する成分であり、それぞれ下限値である0.01％以上含有させる。
一方0.50％を超える多量の添加は、熱間加工性を低下させる。
Cuのより望ましい範囲は0.05〜0.3％であり、またNiのより望ましい範囲は0.04〜0.3％である。Cu，Niはそれぞれ0.05％，0．04％以上を含有させることで芯部強度を向上させることができる。
【００４６】
Cr：0.20〜0.50％
Crは炭化物の生成を促進する成分であり、0.50％を超えて多量に添加すると、浸炭後処理の際にCrが炭化物を形成してしまう。また本発明の目的とするパーライト単相の組織が得られなくなる。更に多量の添加は加工性、特に被削性を劣化させる。
一方0.20％未満であると焼入れ性が低下し、強度低下をもたらす。
Crのより望ましい範囲は0.2〜0.4％である。更に0.25％以上とすることで、芯部強度を向上させることができる。
【００４７】
Mo：0.50％以下
Moは焼入れ性を向上させる成分である。但し0.50％を超えて多量に添加すると、鋼の加工性、特に被削性が劣化する。
尚Moの添加量が0.01％未満であると焼入れ時にマルテンサイト変態が十分でなく、不完全焼入れとなって強度が低下するため、0.01％以上添加しておくことが望ましい。
Moのより望ましい範囲は0.05〜0.4％である。更に0.3％以下とすることで、炭化物の生成を抑制することができる。
【００４８】
Al：0.30％以下
Alは脱酸剤として添加される。また結晶粒を微細化し強度を向上させる働きを有する。
但し0.30％を超えて多量に含有させると、鋼中にアルミナが形成されて強度の低下を招く。
尚結晶粒を微細化し強度を向上させる働きを確保する上で、Alを0.01％以上添加しておくことが望ましい。
Alのより望ましい範囲は0.01〜0.04％である。
【００４９】
N ：0.05％以下
Nは結晶粒の粗大化を防止する作用を有する。この効果は0.05％程度で飽和するので、それ以下とする。
尚Nの含有量は0.002％以上としておくことが望ましい。これよりも含有量を更に低くするためにはコストが高くなってしまう。
Nのより望ましい範囲は0.01〜0.03％である。
【００５０】
［Si］＋［Ni］＋［Cu］−［Cr］＞0.5・・・式（１）
Si，Ni及びCuは炭化物の生成を抑制し、一方Crは増加させる。
本発明では、それらSi，Ni，Cu及びCrの添加量をバランスさせることによって、真空浸炭により高濃度浸炭した場合においても、その後の冷却によってパーライト組織単相を生成させることができる。
【００５１】
表面炭素濃度：１．１超〜１．５％（質量％）
炭素濃度が１．１％以下であると軸受部品の表面を有効に高強度化することができない。一方表面炭素濃度を１．５％超としてもそれ以上の強度は向上せず、一方、浸炭時にグラファイトが付着するとともに、浸炭炉を汚染するので、１．５％を上限とした。
【００５２】
真空浸炭後の冷却速度：５℃／ｓ〜０．２℃／ｓ
冷却速度が上限値よりも速いと組織化マルテンサイト化し、パーライトとならない。一方冷却速度が下限値よりも更に遅いと、粒界に粗大な炭化物を析出させてしまう。
冷却速度のより望ましい範囲は４℃／ｓ〜０．４℃／ｓである。
【００５３】
高周波焼入れ温度：７５０〜８５０℃
焼入れ温度が下限値よりも低いとオーステナイト化せず、焼入れ不良となり強度が低下する。
一方上限値よりも高い温度であると、炭化物が溶けすぎて浸炭部品表面に炭化物が残存しなくなる。
【図面の簡単な説明】
【００５４】
【図１】実施例において行ったスラスト試験の方法の説明図である。
【図２】実施例１についての走査形電子顕微鏡写真である。
【図３】真空浸炭による浸炭及びガス浸炭による浸炭における浸炭深さと硬さとの関係を表した図である。
【発明を実施するための形態】
【００５５】
次に本発明の実施形態を以下に詳述する。
表１に示す化学組成の鋼を溶製し、各材料を下記スラスト試験用の試験片形状に機械加工した。
この部品を９００〜１０５０℃の温度条件、詳しくは表２の温度条件で真空浸炭した後、５℃／ｓ〜０．２℃／ｓの冷却速度、詳しくは表２に示す冷却速度で冷却し、更にその後、表２に示す加熱条件及び１０℃／ｓ以上の冷却条件で冷却し、高周波焼入れを実施した。
そして得られた試験片について、以下の条件でスラスト試験を行い、疲労強度を評価した。
また併せて以下の条件で表面炭素濃度，表面硬さ，浸炭深さ，１μｍ以下の炭化物の比率の測定，残留オーステナイト量，変寸量の測定を行った。
それらの結果が表２に併せて示してある。
【００５６】
＜真空浸炭＞
アセチレンガスを用い、圧力１／１００気圧以下の減圧下で９００〜１０５０℃に保持する真空浸炭を行なった。
浸炭後、空冷を行って組織をパーライト単相とした。
【００５７】
＜高周波焼入れ＞
加熱温度７５０〜８５０℃に２０〜３０秒加熱し、その後１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却（具体的にはここでは水冷）を行った。
【００５８】
＜表面炭素濃度の測定＞
炭素濃度測定用の試験片の表面をスパーク放電発光分析法（ＪＩＳ  Ｇ  １２５３）により直接測定した。
【００５９】
＜炭化物測定＞
高周波焼入れ後の炭化物測定用の試験片の表層部を鏡面研磨し、ピクリン酸アルコール溶液で腐食してＳＥＭ（走査形電子顕微鏡）で観察を行い、観察される炭化物を１００００倍にて面積０．１ｍｍ２分観察し、断面におけるサイズが１μｍ以下の炭化物の全炭化物に対する比率（個数比率）を求めた。
【００６０】
＜表面硬さ測定＞
ＪＩＳ  Ｚ  ２２４４に従い、高周波焼入後の試験片の表層部を鏡面研摩し、表面から０．０５ｍｍの位置を荷重２．９４Ｎで測定したときの値を用いた。
【００６１】
＜浸炭深さ測定＞
ＪＩＳ  Ｇ  ０５５７に従い、ビッカース硬さ５５０ＨＶを基準として有効硬化層深さを測定した。
【００６２】
＜残留γ量測定＞
残留γ量はＸ線回折法を用いて測定した。
詳しくはCuターゲットにより発生させたＸ線をZrフィルターを通して試料に当て定量した。
回折面はγ相の（２２０）（３１１）、α相の（２１１）を用いた。
【００６３】
＜変寸量＞
φ１０ｍｍ×１００ｍｍの部品を作製し、上記高周波焼入れ後において３００℃×３時間の焼戻し（１０００時間の使用に対応する）を行って径変化を測定し、変寸量を評価した。
【００６４】
＜スラスト試験＞
図１に示しているように、中心部にφ２８．３ｍｍの穴１０を有する、厚みが８．８ｍｍ、外径がφ６３ｍｍのディスク型の試験片１２に対して、球形の３個の転動体１４を接触させ、その状態で試験片１２と転動体１４との接触応力が下記の応力となるように転動体１４を図中下向きに押圧し、その状態で押圧治具１６を高速回転させて、試験片１２が摩耗や表層のめくれ等によって壊れるまでの寿命を測定し、そして全体の１０％が破壊する負荷回数Ｌ１０にて疲労強度の評価を行った。
具体的な条件は以下の通りである。
・試験片：φ６３（外径）−２８．３（穴径）×８．８（厚み）ｍｍのディスク型の試験片を真空浸炭高周波焼入後にラッピング加工（鏡面加工）
・転動体：３／８インチＳＵＪ２ボール３個
・接触応力：Ｐｍａｘ＝５．５ＧＰａ
・負荷回転速度１８００ｒｐｍ
・潤滑：タービン油＃６８油槽給油
・温度：常温
・評価：Ｌ１０（１０％が破壊する負荷回数）
【００６５】
【表１】
0005599211.tif 000002
【００６６】
【表２】
0005599211.tif 000003
【００６７】
表２の結果に見られるように、Siが0.71％と低く、また式（１）の値が0.28で本発明の下限値よりも低い比較例１では、１μｍ以下の炭化物の割合が8％と低く、その結果疲労強度が低い。
またCrの含有量が0.80％で、本発明の上限値である0.50％よりも多く、また式（１）の値が0.30で本発明の下限値である0.5よりも低い比較例２では、微細（１μｍ以下）炭化物の割合が61％で低く、疲労強度が低い。
【００６８】
また表面炭素濃度が０．７０と低く、表面に炭化物が生成していない比較例３及び表面炭素濃度が０．８５で低く、表面の微細炭化物が２８％と少ない比較例４では、何れも疲労強度が低い。
更に高周波焼入れの際の加熱温度が７１０℃で低く、表面の微細炭化物の量が４２％と少ない比較例５では疲労強度が低い。
更に高周波焼入れの加熱温度が９１０℃と高く、表面に炭化物の生成していない比較例６では疲労強度が低い。
【００６９】
比較例７は、JIS鋼種ＳＵＪ２を用いて試験片を作製し、これを焼入れ焼戻し（調質）処理したもので、この比較例７では表面硬さが本発明の実施例のものに比べて低く、更に変寸量，疲労強度ともに同じく本発明の実施例のものに比べて劣っている。
【００７０】
比較例８は、比較例７の調質処理に代えてガス浸炭窒化処理し、高周波焼入れを施したもので、その窒化処理により表面にNが0.21％（表面炭素濃度の欄に括弧書きで記入）含有されている。この結果、この比較例８のものは表面硬さは十分であるが、残留オーステナイト量が多く、これに起因して変寸量が多くなっている。
【００７１】
これに対し本発明の各実施例のものは、何れも表面に微細炭化物が多量に生成しており、表面硬さ，疲労強度とともに高く、また変寸量も小さく抑えられている。
また各実施例のものは、表面硬さが比較例８のＳＵＪ２に窒化処理を施したものと同等レベルで得られている。
因みに図２（イ）は実施例１についての真空浸炭及び徐冷後の電子顕微鏡写真を、また（ロ）はその後の高周波焼入れ後の電子顕微鏡写真（何れも倍率は１００００倍）を表している。
【００７２】
図２（イ）から、真空浸炭及び徐冷後の組織が良好にパーライト単相の組織となっていること、また（ロ）よりその後高周波焼入れすることにより、セメンタイトの分断による微細な炭化物が細かく多数分散して生じていること（図２（ロ）中の粒状の白点が炭化物である）が、見て取れる。
【００７３】
表２には真空浸炭を施して成る実施例の浸炭深さを示しているが、同表に示すようにこの真空浸炭ではガス浸炭による場合に比べて深い浸炭層が形成される。
真空浸炭の場合、ガス浸炭に比べて浸炭速度が早く、同じ時間だけ浸炭処理したとき浸炭層が深くなる。
ここで浸炭深さとは、ビッカース硬さが５５０ＨＶとなる深さをいう。
【００７４】
図３に、真空浸炭による浸炭とガス浸炭による浸炭とを比較して示しているが、図に示しているように真空浸炭の場合、ガス浸炭に比べてより深い浸炭深さが得られる。
尚この図３の結果は、ＳＣＲ４２０を対象として９５０℃２時間の条件で真空浸炭，ガス浸炭及び焼入れを行ったときの結果を示したものである。
この結果から、真空浸炭によればガス浸炭に比べて深い浸炭深さが得られることが分る。
【００７５】
以上本発明の実施形態を詳述したがこれはあくまで一例示であり、本発明はその趣旨を逸脱しない範囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
【図１】
0005599211.tif 000004
【図３】
0005599211.tif 000005
【図２】
0005599211.tif 000006